CC BY
166
УДК 538.911
Мартенситные превращения в никелиде титана через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой
Л.И. Квеглис1, Ф.М. Носков1, М.Н. Волочаев2, А.В. Джес3
1 Сибирский федеральный университет, Красноярск, 660041, Россия 2 Институт физики СО РАН им. Киренского, Красноярск, 660036, Россия 3 Восточно-Казахстанский государственный технический университет, Усть-Каменогорск, 070004, Казахстан
В работе рассматриваются процессы структурообразования в массивных образцах сплава Ni^Ti^, подвергнутых растягивающей нагрузке. Методами электронной микроскопии и дифракции электронов показана возможность существования фазы с ГЦК-решеткой в никелиде титана. Обнаружено, что межплоскостные расстояния ОЦКш, ГЦКШ и ГПУ002 в исследованном сплаве имеют близкие значения, что свидетельствует о возможности их взаимного полиморфного превращения. С позиции модульной самоорганизации предложена схема мартенситных превращений в никелиде титана из структуры В2 (ОЦК-решетка) в структуру В19' (ГПУ-решетка) через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой.
Ключевые слова: никелид титана, пластическая деформация, мартенситное превращение, дифракция электронов, кристаллические структуры, кластеры
Martensitic transformations in titanium nickelide through an intermediate
phase with fcc lattice
L.I. Kveglis1, F.M. Noskov1, M.N. Volochaev2, and A.V. Dzhes3
1 Siberian Federal University, Krasnoyarsk, 660041, Russia 2 Kirensky Institute of Physics, Krasnoyarsk, 660036, Russia 3 D. Serikbayev East Kazakhstan State Technical University, Ust-Kamenogorsk, 070004, Kazakhstan
Structure formation in bulk №5^49 alloy specimens under tensile loading is studied. Electron microscopy and electron diffraction methods are applied to show that a phase with fcc lattice can be present in titanium nickelide. It is found that interplanar spacings bccno, fccU1 and hcp002 in the studied alloy have close values, which demonstrates the possibility of their mutual polymorphic transformation. A scheme of B2^B19' (bcc^hcp) martensitic transformation through an intermediate phase with fcc lattice is proposed for titanium nickelide from the standpoint of modular self-organization.
Keywords: titanium nickelide, plastic deformation, martensitic transformation, electron diffraction, crystal structures, clusters
1. Введение
Структурным превращениям в сплавах на основе никелида титана посвящено достаточно много работ и обзоров [1-5]. Однако полученные в них результаты носят противоречивый характер.
По устоявшимся представлениям, в бинарных и легированных сплавах никелида титана мартенситное превращение происходит в две стадии. Аустенит с кубической структурой типа В2 переходит в фазу с три-гональной ромбоэдрической структурой R. Затем R-структура переходит в фазу с моноклинной В19'-струк-турой [6].
Устоявшимся является также представление о механическом двойниковании при мартенситных превращениях, инициированных нагрузкой [2, 7]. Сам факт двой-никования в многочисленных плоскостях со сложными индексами свидетельствует о структурной неустойчивости фаз. Экспериментальное обнаружение в В2-фазе ТМ-сплавов двойников деформации не удается описать достаточно простыми и физически обоснованными дислокационными механизмами [7].
Авторы [8] указывают, что в случае макрооднород-ных по концентрации сплавов, обладающих фазовым превращением со сменой кристаллографической моди-
© Квеглис Л.И., Носков Ф.М., Волочаев M.H., Джес A.B., 2016
фикации (ОЦК-ГЦК, ОЦК-ГПУ и др.), обнаружено существование микроскопических областей с различными направлениями атомных смещений в них, так называемых микродоменов. При таких смещениях кристаллическая решетка исходной фазы в локальных местах теряет свою устойчивость и характеризуется ближним порядком атомных смещений.
В работе [9] показано, как в процессе мартенситного перехода угол между базисными векторами мартенсит-ной фазы меняется с изменением температуры. Все это говорит о структурной нестабильности при мартенсит-ных превращениях.
В общей схеме мартенситных превращений в сплавах на основе никелида титана часто используется представление о так называемом предмартенситном состоянии, которое связывают с ближним порядком смещений атомов [8]. По мнению авторов работы, в В2-фазе могут возникать как минимум два типа ближнего порядка в предмартенситном состоянии: один предшествует фазе В19, другой — R-фазе. Обе фазы В19 и R затем должны переходить в фазу В19'. Однако есть мнение [10], что особенностью мартенситных превращений является отсутствие инкубационного периода превращения, что противоречит концепции предмартенситных фаз.
В работе [2] также предполагается, что возникновение предмартенситного состояния связано с формированием мартенситных зародышей. Автор описывает образование элементарных объемов превращенных фаз по механизму кластеризации мартенситных зародышей.
В теории [11, 12] используется концепция кооперативных тепловых колебаний протяженных двумерных объектов (плотноупакованных плоскостей) в кристаллах никелида титана. В соответствии с этой теорией атомные перестройки в процессе ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ превращений являются комбинациями сдвигов плотно-упакованных плоскостей ОЦК-решетки.
Многочисленные концепции, основанные на представлениях о двумерных сдвигах в атомных сетках при фазовых превращениях, как видно, сталкиваются со значительными трудностями. Происходящие при мар-тенситных переходах процессы на практике оказываются более сложными, чем это представлено в существующих ориентационных схемах мартенситных превращений, и требуют привлечения других концепций (например предмартенситных состояний, кластерных моделей структурообразования или др.).
Существует давно известная и широко распространенная в литературе модель Бейна, которая рассматривает мартенситный переход в сталях в трехмерном представлении. Однако модель Бейна может быть применена для решения очень ограниченного круга задач. Известно [10], что даже при максимальной насыщенности углеродом мартенсита в стали предельное отношение параметров кристаллической решетки С а не превы-
шает 1.08. Это положение прямо противоречит соотношению Бейна [13], в котором с/а = 1.41.
Одной из активно развивающихся концепций является концепция кластерного моделирования трехмерных структур. Суть метода заключается в том, что полиморфное мартенситное превращение описывается не как относительное смещение плоских атомных сеток, а как реконструкция трехмерных координационных полиэдров, составляющих кристаллические структуры фаз-партнеров по фазовому превращению [14-16].
В работе [17] была предложена кластерная модель образования мартенсита из аустенита в стали. В соответствии с предложенной моделью полиморфное превращение в железе выполняется образованием особых двойников в ГЦК-решетке и их «раздвойникованием» в ОЦК-структуру. В работе [16] тем же автором предложена модель кристаллической структуры мартенситной R-фазы в системе №-Т^ основанная на представлении о мартенситном превращении как реконструкции координационных полиэдров исходной и конечной фаз: ромбододекаэдр исходной ОЦК-структуры превращается в конечный кубооктаэдр через промежуточные конфигурации кластера особой фазы и икосаэдра. Заметим, что кубооктаэдр можно получить из кристаллических модулей ГЦК-решетки.
Есть данные, что при пластической деформации ГЦК-решетки возможен переход в ромбоэдрическую фазу и обратно в фазу с ГЦК-решеткой. В [18] было показано, что при пластической деформации золота, наряду с фазой, имеющей ГЦК-решетку, обнаружена узкая полоса ромбоэдрической 9^-фазы, которая получается из ГЦК. Результаты расчета, проведенные методом молекулярной динамики, хорошо согласуются с данными электронной микроскопии высокого разрешения.
В работе [19] была показана возможность формирования титана с ГЦК-решеткой в тонкопленочных образцах. Эпитаксильные пленки титана были получены вакуумным осаждением на подложку монокристалла LiF при температуре 180-200 °С. При толщине до 40 нм пленки имели структуру с ГЦК-решет-кой. С увеличением толщины до 70 нм в пленках появлялась фаза титана с ГПУ-решеткой. Обе решетки были когерентно связаны между собой, причем плоскость (111)гцк || (0001)гпу, что соответствует соотношениям Нишиямы [14].
В другой нашей работе была показана возможность появления ГЦК-решетки в массивных образцах никели-да титана после растяжения [20]. На основании расшифровки дифракционных картин нами было показано, что процесс мартенситного превращения структуры В2 может проходить по схеме Курдюмова-Закса.
Описание превращений в обеих работах было сделано при помощи моделей относительных смещений
Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение области шейки растянутого образца №51Т^
плоских сеток. Как и авторы многочисленных других работ, посвященных особенностям структурных превращений при мартенситных переходах, мы столкнулись с трудностью описания эволюции структуры. Затруднения связаны с различными обозначениями атомных плоскостей и векторов прямой и обратной решеток для структур с различной симметрией. В работе [15] предложен метод моделирования кооперативного движения атомов в симметричных системах с сохранением их связности. Метод основан на представлении каждого структурного состояния в виде комбинации элементарных кристаллических кластеров.
Целью настоящей работы является исследование возможности структурных переходов при мартенситных превращениях в никелиде титана через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой.
Задачи работы:
1. Методами электронной микроскопии исследовать микроструктуру утоненных массивных образцов сплава №51^9, подвергнутых растягивающей нагрузке на испытательной машине.
2. Методами дифракции электронов исследовать структурно-фазовые превращения при пластической деформации в области шейки растянутого образца.
3. Объяснить с позиции кластерной самоорганизации возможность протекания мартенситных превращений, инициированных деформацией в никелиде титана через промежуточную фазу с ГЦК-решеткой.
2. Методика эксперимента
Исходные прутки сплава №51Т^ подвергали прокатке в калибрах при температуре 800 °С. Методом электроискровой резки вырезали образцы для механических испытаний на растяжение в форме двойных лопаток. Отжиг и закалку образцов для изучения изменений в структуре проводили в камерной электропечи.
Образцы помещали в печь после ее предварительного нагрева. Нагрев образцов проводился до температуры отжига 950 ± 20 °С с выдержкой в течение 1 ч и охлаждением до комнатной температуры в печи. Закалка отожженных образцов с температуры 850 °С с предварительной выдержкой в печи в течение 1 ч осуществлялась в воду. Образцы после металлографической обработки были подвергнуты статическому растяжению до разрыва. Растянутые образцы в области шейки утонялись с помощью установки FIB. Исследована микроструктура методом просвечивающей электронной микроскопии и микродифракции на микроскопе Hitachi 7700.
3. Экспериментальные результаты
На рис. 1 приведено электронно-микроскопическое изображение утоненного образца Ni51Ti49, в области шейки растянутого до разрыва. Наблюдается сильная разориентация полос скольжения. Эта картина типична для микроструктуры сплавов NiTi, подвергнутых сильным растягивающим нагрузкам в зоне отрыва [21].
Картина дифракции электронов, полученная для этого участка, приведена на рис. 2, а. Схема расшифровки полученной дифракционной картины показана на рис. 2, б, данные сведены в табл. 1. Из расшифровки дифракционной картины следует, что в образце наряду с фазами, имеющими структуры В2 (ОЦК) и В19' (ГПУ), обнаружены рефлексы ГЦК-фазы, параметр решетки которой а = 0.42 нм. Кроме основных рефлексов этой фазы наблюдаются сверхструктурные рефлексы 110*, Ъ/гЪ/Ю*, 1/21/2 0*.
Наряду с рефлексами ОЦК-, ГЦК- и ГПУ-фаз NiTi обнаружены рефлексы, соответствующие сильным линиям фазы Ti2Ni (карта ASTM № 18-0898) [21]. В столбце, соответствующем Ti2Ni, слева приведены милле-ровские индексы, а справа (в круглых скобках) — расхождения величины межплоскостных расстояний в нашем эксперименте с табличными данными.
Подобные эксперименты опубликованы в работе [22]. Мы провели анализ дифракционной картины, полученной при растяжении образца сплава Ni50 6Ti49 4 в [22] (рис. 3). Из расшифровки дифракционной картины (рис. 3 и табл. 2) следует, что в образце наряду с фазами, имеющими структуры В2 (ОЦК) и В19' (ГПУ), на наш взгляд, могут быть рефлексы ГЦК-фазы с параметром решетки а = 0.41 нм. ГЦК-титан с таким же параметром решетки и сплав NiTi со структурой ГЦК с параметром а = 0.41 нм были обнаружены в [19, 20]. Кроме основных рефлексов ГЦК-фазы наблюдаются сверхструктурные рефлексы 211, 1/21/21/2 .
Наряду с рефлексами ОЦК-, ГЦК- и ГПУ-фаз NiTi обнаружены рефлексы, соответствующие сильным линиям фазы Ni4Ti3 (карта ASTM №№ 39-1113) [23]. В столбце, соответствующем Ni4Ti3, слева приведены милле-ровские индексы, а справа (в круглых скобках) — расхождения с табличными данными.
-----------0ЦК ---------------ГцК -------------------ГПУ --------
Рис. 2. Картина дифракции электронов, полученная для участка в области шейки растянутого образца №51Т49 (а); схема расшифровки (б), см. также табл. 1
4. Обсуждение полученных результатов
В литературе известны переходы из фазы со структурой В2 в фазу со структурой В19' через промежуточную структуру с ромбоэдрической решеткой [8].
Данные о структуре ромбоэдрической фазы неоднозначны и противоречивы [1-5].
На основании анализа дифракционных картин, полученных в данной работе, а также в наших предыдущих
Таблица 1
Результаты расшифровки дифракционной картины, приведенной на рис. 2
Номер линии d, нм ОЦК, hkl ГЦК, hkl ГПУ, hkl hkl / (Дd, нм) [22]
1 0.616 1/21/2 0 *
2 0.502 1/2 0 0 *
3 0.445 3/2 3/2 0 *
4 0.336 100*
5 0.309 110*
6 0.287 400/(-0.005)
7 0.254 100 331 / (+0.004)
8 0.243 111
9 0.233 110 002 422 / (-0.003)
10 0.221 101 511 / (-0.004)
11 0.210 200
12 0.193 531 / (-0.003)
13 0.186 442 / (+0.002)
14 0.167 200 622 / (+0.003)
15 0.159 551 / (-0.001)
16 0.147 220 110 553 / (0.000)
17 0.143 800 / (-0.002)
18 0.133 211 103 660 / (0.000)
19 0.128 311 200 662 / (+0.001)
20 0.121 842 / (+0.002)
21 0.118 220 931 / (0.000)
22 0.103 11 11 / (-0.001)
Рис. 3. Картина дифракции электронов крупнозернистого сплава №50 6Т49 4 после растяжения в шейке [22]
работах [19, 20] и в работе [21], предложена гипотеза, что переход из фазы В2 в фазу В19' может происходить через промежуточную фазу, имеющую ГЦК-решетку. Основанием для такой гипотезы служит тот факт, что межплоскостные расстояния ОЦК110, ГПУ002 и ГЦК111 очень близки (см. табл. 1, 2). Такой факт говорит в пользу модели модульной самоорганизации при фазо-
вых превращениях из фазы с ОЦК-решеткой в фазу с ГПУ-решеткой.
В работе [14] структура ОЦК-решетки описана как система, состоящая из шести неправильных октаэдров (рис. 4, а). Такой октаэдр имеет высоту, равную ребру куба ОЦК-решетки а, и две другие высоты, равные л/2а. Шесть неправильных октаэдров составляют додекаэдр с двенадцатью гранями, имеющими форму ромбов (ромбододекаэдр). Одна высота ромба равна ребру куба ОЦК-решетки а, другая высота равна л/2а. Таким образом, описанный неправильный октаэдр может представляться как элементарный кластер ОЦК-решетки.
Согласно [15], ГЦК-решетка может быть представлена как комбинация одного правильного октаэдра, окруженного правильными тетраэдрами, связанными общими треугольными гранями (рис. 4, б). Гексагональная плотноупакованная решетка может быть представлена как комбинация связанных между собой пар правильных октаэдров, чередующихся с парами правильных тетраэдров (рис. 4, в). Таким образом, элементарными кластерами ГЦК- и ГПУ-решеток являются правильный октаэдр (все высоты которого равны ребру куба а и ребра равны аД/2) и правильный тетраэдр (все высоты которого равны а/-\/з и ребра равны аД/2) [15].
Таблица 2
Результаты расшифровки дифракционной картины, приведенной на рис. 3
Номер линии d, нм ОЦК, hkl ГЦК, hkl ГПУ, hkl №4Т^, hkl / (М, нм) [23]
1 0.470 1/21/2 0 * 1/2112112 * 001*
2 0.362 660 3/21/2 2 *
3 0.278 1120 *
4 0.255 100
5 0.237 110 111 002 131 / (+0.001)
6 0.205 200 122 / (+0.004)
7 0.180 312 / (+0.004)
8 0.169 200 211* 102 232 / (-0.002)
9 0.153 210*
10 0.146 220 422 / (+0.002)
11 0.138 211
12 0.131 103
13 0.125 311 201
14 0.122 220 222 004 532 / (0.000)
15 0.113 201
16 0.102 310 400
17 0.099 222
18 0.095 331
Рис. 4. Модульное представление кристаллических структур, имеющих ОЦК- [14] (а), ГЦК- [15] (б) и ГПУ-решетку [14, 15] (в)
Отличие между ГЦК- и ГПУ-решетками заключается в порядке расположения тетраэдров и октаэдров. Таким образом, межплоскостное расстояние d002 ГПУ-решетки равно d111 ГЦК-решетки, т.е. в местах локализации напряжений одна решетка может легко переходить в другую в результате незначительных смещений отдельных атомов. Максимальная величина таких смещений составляет аД/б.
Известно, что плотность заполнения пространства атомами в ГЦК- и ГПУ-решетках одинакова и составляет 0.74. Сеточная модель кристаллических структур предполагает расположение треугольных сеток в ГЦК-решетке по системе АВСАВС, в ГПУ-решетке — по системе АВАВАВ. Таким образом, чтобы перейти из ГЦК-решетки в ГПУ-решетку, достаточно переместить одну плоскую треугольную сетку С из ряда АВС на величину аД/б. Однако в реальности проведение такой операции невозможно, в то время как смещение отдельных атомов под воздействием пластической деформации вполне вероятно.
В литературе известно множество примеров переходов из ГПУ в ГЦК при повышении температуры, это можно легко объяснить [15]. Переход из ОЦК в ГПУ объясняется неоднозначно [1-9, 16].
По нашему мнению, если подвергнуть кристалл с ОЦК-решеткой внешней нагрузке, то в зоне локализации напряжений может произойти смещение атомов ОЦК-решетки на расстояние, равное 0.15а ГЦК-решетки (это расстояние показано стрелками вверх и вниз на рис. 5).
При больших напряжениях длины всех межатомных связей стремятся к «выравниванию», что легко связать с энергией отталкивания, обычно описываемой потенциалами в/тп, где r — межатомное расстояние; n — натуральный ряд чисел; В — константа [24]. Автор [24] показал, что отталкивание в симметричных структурах, например в кластерах ГЦК-решетки, играет значитель-
но меньшую роль. При высоких давлениях, когда энергия системы определяется главным образом силами отталкивания, наиболее стабильными оказываются те структуры, в которых все связи имеют примерно одинаковую длину [24].
Таким образом, в областях локализации напряжения может происходить переход из несимметричных кластеров ОЦК-решетки в симметричные кластеры ГЦК-решетки, как это показано на рис. 5. В свою очередь, кластеры ГЦК-решетки могут перейти в кластеры ГПУ-решетки за счет дальнейшего смещения отдельных атомов в локализованных областях.
Согласно теории [25], в зонах локальных растягивающих нормальных напряжений создается увеличенный молярный объем (в нашем случае относительно ОЦК-фазы), в котором может происходить локальная структурная трансформация. Действие в этих зонах моментных напряжений создает локальную кривизну кристаллической решетки и приводит к сильно возбужденному неравновесному состоянию материала в зоне
Рис. 5. Образование ГЦК-решетки из октаэдрического кластера ОЦК-решетки (стрелками помечено смещение атомов ОЦК в позицию атомов ГЦК)
кривизны, где возникают новые разрешенные структурные состояния типа ближнего порядка смещений, имеющих собственную полосу энергетических состояний в электронно-энергетическом спектре [25].
Отсюда следует, что рассмотренные выше смещения атомов при кластерных трансформациях (например на величины а/-\/б или 0.15а ГЦК-решетки) возможны и, по-видимому, имеют предельные значения. На практике реализуются существенно меньшие значения смещений. В табл. 1 пик ГЦК111 (линия 8) смещается относительно линий ОЦК110 и ГПУ002 (линия 9) на величину 0.01 нм. Возможность смещения атомов при мартенсит-ных переходах экспериментально показана в работе [26], где атомы железа могут смещаться из своих позиций на величину до 0.02 нм.
Анализ табл. 1 показывает, что смещение атомов в отдельных зонах при неоднородных нагрузках не превышает 0.015 нм. Например, рефлекс ОЦК200 равен 0.167 нм (табл. 1), а рефлекс ОЦК100, который в равновесных условиях должен составлять 0.167 • 2 = 0.334 нм, в нашем случае составляет 0.336 нм. Смещение линий дифрактограммы в кристаллах, испытывающих кривизну, достаточно хорошо исследовано в работе [27]. Изогнутые кристаллы можно видеть на электронно-микроскопическом изображении (рис. 1). Искривлением кристаллических решеток можно объяснить несовпадение межплоскостных расстояний d соответствующих рефлексов при сравнении табл. 1 и 2.
Относительно появления на дифракционных картинах рефлексов фаз Т12№ и №4Т13 есть мнение, что в широком температурном интервале однофазной области соединения №Т1 не существует, а происходит распад на смесь двух фаз Т12№ + Т№3 [28]. Отклонение в межплоскостных расстояниях выявленных фаз относительно табличных значений (см. данные в скобках в последних столбцах табл. 1 и 2) также можно объяснить искривлением кристаллических решеток этих фаз.
5. Выводы
Методами электронной микроскопии и дифракции электронов исследована микроструктура утоненных образцов сплава №51Т149, подвергнутых растягивающей нагрузке.
Показана возможность существования фазы с ГЦК-решеткой в никелиде титана. Обнаружено, что межплоскостные расстояния ОЦК110, ГЦК111 и ГПУ002 в исследованном сплаве имеют близкие значения, что свидетельствует о возможности их взаимного полиморфного превращения.
С позиции модульной самоорганизации предложена схема мартенситных превращений в никелиде титана из структуры В2 (ОЦК-решетка) в структуру В19'
(ГПУ-решетка) через промежуточную фазу с ГЦК-ре-
шеткой.
Литература
1. Лихачев В.А., Кузьмин СЛ., Каменцова З.П. Эффект памяти формы. - Л.: ЛГУ, 1987. - 216 с.
2. Малыгин Г.А. Размытые мартенситные переходы и пластичность кристаллов с эффектом памяти формы // УФН. - 2001. - Т. 171. -№ 2. - С. 187.
3. Потекаев А.И., Клопотов А.А., Козлов Э.В. и др. Слабоустойчивые
предпереходные структуры в никелиде титана. - Томск: Изд. НТЛ, 2004. - 296 с.
4. Otsuka K., Ren X. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys // Progr. Mat. Sci. - 2005. - V. 50. - P. 511-678.
5. Гюнтер В.Э., Ходоренко В.Н., Ясенчук Ю.Ф. и др. Никелид титана.
Медицинский материал нового поколения. - Томск: МИЦ, 2006. -296 с.
6. Fan G, Zhoua Y., Chena W., Yanga S., Rena X., Otsuka K. Precipitation kinetics of Ti3Ni4 in polycrystalline Ni-rich TiNi alloys and its relation to abnormal multi-stage transformation behavior // Mater. Sci. Eng. A. - 2006. - V. 438-440. - P. 622-626.
7. Тюменцев А.Н., Сурикова Н.С., Лысенко О.В., Литовченко И.Ю. Закономерности и механизмы механического двойникования в сплавах на основе никелида титана // Физ. мезомех. - 2007. -Т.10.- № 3. - С. 53-66.
8. ЗолотухинЮ.С., СуриковаН.С., КлопотовА.А. Фазовые переходы
в В2-соединениях на основе никелида титана. Мартенситное превращение В2-В19. Термодинамический потенциал // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2007. -Т. 4. - № 4. - С. 73-78.
9. Sitepul H., Schmahll W.W., Stalick J.K. Correction of intensities for preferred orientation in neutron-diffraction data of NiTi shape-memory alloy using the generalized spherical-harmonic description // Appl. Phys. A. - 2002. - V. 74 [Suppl.]. - P. S1719-S1721.
10. Биронт В.С. Теория термической обработки металлов. Закалка, старение и отпуск: учеб. пособ. - Красноярск: ГАЦМиЗ, 1998. -172 с.
11. Кассан-Оглы Ф.А., Найш В.Е., Сагарадзе И.В. Диффузное рассеяние в металлах с ОЦК-решеткой и кристаллогеометрия мартенсит-ных фазовых переходов ОЦК-ГЦК и ОЦК-ГПУ // ФММ. - 1988. -Т. 65. - № 3. - С. 481-492.
12. Лекстон З., Найш В.Е., Новоселова Т.В., Сагарадзе И.В. Структура и симметрия тригональной R-фазы никелида титана // ФММ. - 1999. - Т. 87. - № 3. - С. 5-12.
13. Лободюк В.А., Коваль Ю.Н., Пушин В.Г. Кристаллоструктурные особенности предпереходных явлений и термоупругих мартенсит-ных превращений в сплавах цветных металлов // ФММ. - 2011. -Т. 111. - №2. - С. 169-194.
14. Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. - М.: Мир, 1977. - Т. 2. - 471 с.
15. Бульенков Н.А., Тытик Д.Л. Модульный дизайн икосаэдрических металлических кластеров // Изв. АН. Сер хим. - 2001. - №1. -С. 1-8.
16. Крапошин В.С., Нгуен Ван Тхуан. Модель кристаллической структуры R-мартенсита в сплавах с эффектом памяти формы на основе NiTi // Наука и образование: электронное научно-техническое издание. - 2007. - № 6.
17. Крапошин В.С. Новый механизм растворения углерода в решетке аустенита при цементации стали и его поведение при мартенсит-ном и перлитном превращениях аустенита // Наука и образование: электронное научно-техническое издание. - 2011. - № 11. - С. 112.
18. Кузнецов А.Р., Горностырев Ю.Н. Структурные превращения на границах зерен // Фазовые и структурные превращения в сталях: Сб. науч. тр. - Магнитогорск, 2003. - Вып. 3. - 576 с.
19. Квеглис Л.И., Пынько В.Г., Корчмарь B.C. Эпитаксильный рост пленок Ti, Mn, Cr, V на подложках LiF и MgO // ФТТ. - 1971. -Т. 13. - № 11. - С. 3343.
20. Абылкалыкова Р.Б., Тажибаева Г.Б., Носков Ф.М., Квеглис Л.И. Особенности мартенситного превращения в никелиде титана // Изв. РАН. Физика. - 2009. - Т. 73. - № 11. - С. 1642-1644.
21. Дударев Е.Ф., Валиев Р.З., Колобов Ю.Р., Лотков А.И., Путин В.Г., Бакач Г.П., Гундеров Д.В., Дюжин А.П., Куранова Н.Н. О природе аномально высокой пластичности высокопрочных сплавов никелида титана с эффектами памяти формы. II. Особенности механизмов пластической деформации при изотермическом нагружении // ФММ. - 2009. - Т. 107. - № 3. - С. 316-330.
22. Yurko G.A., Barton J.W., Parr J.G. The crystal structure of T^Ni // Acta Cryst. - 1959. - V. 12. - P. 909-911.
23. Saburi T. Private Communication. - Osaka: Osaka Universaty, 1987.
24. Бердетт Дж. Химическая связь. - М.: Мир, 2008. - 245 с.
25. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Солитоны кривизны как обобщенные волновые структурные носители пластической деформации и разрушения // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 7-26.
26. Lipson H., Parker A.M.B. Structure of martensite // Iron Steel Inst. -1944. - V. 149. - P. 123-141.
27. Kolosov VYu., Tholen A.R. Transmission electron microscopy studies of the specific structure of crystals formed by phase transition in iron oxide amorphous films // Acta Mater. - 2000. - V. 48. - P. 1829.
28. Клопотое A.A., Клопотое В.Д., Потекаее А.И., Гюнтер В.Э., Джалолое Ш.А., Марченко Е.С., Калачееа Е.В., Козлое Э.В. Крис-таллогеометрия структур в системах Ti-Ni, Ti-Nb И Ti-Ni-Nb // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. -2010. - Т. 7. - № 3. - С. 83-89.
Поступила в редакцию 03.07.2015 г.
Сведения об авторах
Квеглис Людмила Иосифовна, д.ф.-м.н., проф. СФУ, kveglis@list.ru Носков Федор Михайлович, к.т.н., доц. СФУ, yesoono@yandex.ru
Волочаев Михаил Николаевич, инж.-иссл. ИФ СО РАН им Л.В.Киренского, volochaev91@mail.ru Джес Алексей Владимирович, инж.-иссл. ЛИП «1РГЕТАС» ВКГТУ им. Д.Серикбаева, alexjess@mail.ru
